JP2001295008A - 耐糸錆び性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法 - Google Patents
耐糸錆び性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法Info
- Publication number
- JP2001295008A JP2001295008A JP2000111665A JP2000111665A JP2001295008A JP 2001295008 A JP2001295008 A JP 2001295008A JP 2000111665 A JP2000111665 A JP 2000111665A JP 2000111665 A JP2000111665 A JP 2000111665A JP 2001295008 A JP2001295008 A JP 2001295008A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- aluminum alloy
- temperature
- alloy sheet
- phase
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
- C22C21/02—Alloys based on aluminium with silicon as the next major constituent
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
- C22C21/12—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent
- C22C21/14—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent with silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
- C22C21/12—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent
- C22C21/16—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent with magnesium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
- C22F1/043—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with silicon as the next major constituent
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
- C22F1/057—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with copper as the next major constituent
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Continuous Casting (AREA)
- Metal Rolling (AREA)
- Chemical Treatment Of Metals (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 強度、成形性に優れ、改善された耐糸錆び性
をそなえ、とくに自動車外板用として適したＡｌ−Ｍｇ
−Ｓｉ−Ｃｕ系のアルミニウム合金板およびその製造方
法が提供する。 【解決手段】 Ｍｇ：０．２５〜０．６％、Ｓｉ：０．
９〜１．１％、Ｃｕ：０．６〜１．０％を含有し、さら
にＭｎ：０．２０％以下、Ｃｒ：０．１０％以下のうち
の１種または２種を含有し、残部Ａｌおよび不純物から
なる組成を有し、マトリックス中に粒径２μｍ以上のＱ
相（Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ａｌ相）が１５０個／ｍｍ2 以
上存在することを特徴とし、上記の組成を有するアルミ
ニウム合金の鋳塊を、５３０℃以上の温度で均質化処理
した後、３０℃／時間以下の冷却速度で４５０℃以下に
冷却して熱間圧延を行い、その後冷間圧延、溶体化処理
を施すことにより製造される。
をそなえ、とくに自動車外板用として適したＡｌ−Ｍｇ
−Ｓｉ−Ｃｕ系のアルミニウム合金板およびその製造方
法が提供する。 【解決手段】 Ｍｇ：０．２５〜０．６％、Ｓｉ：０．
９〜１．１％、Ｃｕ：０．６〜１．０％を含有し、さら
にＭｎ：０．２０％以下、Ｃｒ：０．１０％以下のうち
の１種または２種を含有し、残部Ａｌおよび不純物から
なる組成を有し、マトリックス中に粒径２μｍ以上のＱ
相（Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ａｌ相）が１５０個／ｍｍ2 以
上存在することを特徴とし、上記の組成を有するアルミ
ニウム合金の鋳塊を、５３０℃以上の温度で均質化処理
した後、３０℃／時間以下の冷却速度で４５０℃以下に
冷却して熱間圧延を行い、その後冷間圧延、溶体化処理
を施すことにより製造される。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、耐糸錆び性に優れ
たアルミニウム合金板、とくに、自動車用外板など輸送
機器部材として好適に使用される耐糸錆び性に優れたＡ
ｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系の塗装焼付け硬化型アルミニウ
ム合金板およびその製造方法に関する。
たアルミニウム合金板、とくに、自動車用外板など輸送
機器部材として好適に使用される耐糸錆び性に優れたＡ
ｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系の塗装焼付け硬化型アルミニウ
ム合金板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、環境保護などの観点から、自動車
の燃費向上を目的とした車両軽量化の要請が高まってお
り、従来冷延鋼板が使用されていた自動車用外板につい
ても、一部アルミニウム合金板が使用されるようになっ
てきている。
の燃費向上を目的とした車両軽量化の要請が高まってお
り、従来冷延鋼板が使用されていた自動車用外板につい
ても、一部アルミニウム合金板が使用されるようになっ
てきている。
【０００３】現在実用化されている自動車外板用アルミ
ニウム合金としては、Ａ５０２２、Ａ５０２３、Ａ５１
８２などのＡｌ−Ｍｇ系合金、Ａ６１１１、Ａ６０１
６、Ａ６０２２などのＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金が挙げら
れる。Ａｌ−Ｍｇ系合金は、成形性には優れているが、
非熱処理型で塗装焼付け硬化性を有しないため、耐デン
ト性が劣るという難点がある。
ニウム合金としては、Ａ５０２２、Ａ５０２３、Ａ５１
８２などのＡｌ−Ｍｇ系合金、Ａ６１１１、Ａ６０１
６、Ａ６０２２などのＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金が挙げら
れる。Ａｌ−Ｍｇ系合金は、成形性には優れているが、
非熱処理型で塗装焼付け硬化性を有しないため、耐デン
ト性が劣るという難点がある。
【０００４】一方、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金は、熱処理
型で塗装焼付け硬化性に優れているため、耐デント性は
良好であるが、成形性に問題がある。Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ
系合金にＣｕを添加すると、ｒ値（ラングフォード値）
が大きくなって成形性が向上することが知られている
が、Ｃｕを添加すると粒界腐食が起こり易くなり、耐食
性、とくに耐糸錆び性が低下するという別の問題が生じ
るため、上記のＡ６０１６およびＡ６０２２合金におい
ても、Ｃｕ含有量はそれぞれ０．２０％以下および０．
１１％以下に制限されている。また、Ａ６１１１合金は
Ｃｕを０．５０〜０．９％含有しているため耐食性が低
いことが懸念される。
型で塗装焼付け硬化性に優れているため、耐デント性は
良好であるが、成形性に問題がある。Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ
系合金にＣｕを添加すると、ｒ値（ラングフォード値）
が大きくなって成形性が向上することが知られている
が、Ｃｕを添加すると粒界腐食が起こり易くなり、耐食
性、とくに耐糸錆び性が低下するという別の問題が生じ
るため、上記のＡ６０１６およびＡ６０２２合金におい
ても、Ｃｕ含有量はそれぞれ０．２０％以下および０．
１１％以下に制限されている。また、Ａ６１１１合金は
Ｃｕを０．５０〜０．９％含有しているため耐食性が低
いことが懸念される。
【０００５】Ｃｕを含有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金に
Ｚｎを添加して、電気化学的なマトリックスの電位を卑
側に移行させ、Ｍｇ2 Ｓｉとマトリックスの電位差を小
さくして、粒界に析出したＭｇ2 Ｓｉの溶解を防止し粒
界腐食を改善することが提案されているが（特開平１０
−１７６２３３号公報）、この場合もＣｕ含有量の限界
は０．８％であり、０．８％を越えると耐食性の低下が
生じる。
Ｚｎを添加して、電気化学的なマトリックスの電位を卑
側に移行させ、Ｍｇ2 Ｓｉとマトリックスの電位差を小
さくして、粒界に析出したＭｇ2 Ｓｉの溶解を防止し粒
界腐食を改善することが提案されているが（特開平１０
−１７６２３３号公報）、この場合もＣｕ含有量の限界
は０．８％であり、０．８％を越えると耐食性の低下が
生じる。
【０００６】Ｃｕを０．２５〜１．０％含有する自動車
外板用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金において、リン酸亜鉛処
理−塗装処理する場合の下地亜鉛系めっき層中のＰｂ、
Ａｓ、Ｓｎその他の不純物濃度を限定して、耐食性を向
上させた合金も提案されているが（特開平１０−２３７
５７６号公報）、この手法はＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系
合金自体の耐食性を改良するものではなく、化成処理の
下地めっき層による耐食性向上を図るものであり、めっ
き液の管理が煩わしいなどの問題もある。
外板用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金において、リン酸亜鉛処
理−塗装処理する場合の下地亜鉛系めっき層中のＰｂ、
Ａｓ、Ｓｎその他の不純物濃度を限定して、耐食性を向
上させた合金も提案されているが（特開平１０−２３７
５７６号公報）、この手法はＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系
合金自体の耐食性を改良するものではなく、化成処理の
下地めっき層による耐食性向上を図るものであり、めっ
き液の管理が煩わしいなどの問題もある。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、とくに自動
車外板用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金における上記従
来の問題点を解消して、合金自体の耐食性を向上させる
ことにより、成形性が良好で、耐粒界腐食性に優れ、塗
装後の耐糸錆び性を改善したＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系
合金板を得るために、とくに、当該合金板の製造過程に
おいて結晶粒内、結晶粒界に析出する金属間化合物と耐
粒界腐食性、耐糸錆び性との関連について種々の観点か
ら実験、検討を重ねた結果としてなされたものであり、
その目的は、強度、成形性に優れ、改善された耐糸錆び
性をそなえ、とくに自動車外板用として適したＡｌ−Ｍ
ｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金板およびその製造方法を提供する
ことにある。
車外板用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金における上記従
来の問題点を解消して、合金自体の耐食性を向上させる
ことにより、成形性が良好で、耐粒界腐食性に優れ、塗
装後の耐糸錆び性を改善したＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系
合金板を得るために、とくに、当該合金板の製造過程に
おいて結晶粒内、結晶粒界に析出する金属間化合物と耐
粒界腐食性、耐糸錆び性との関連について種々の観点か
ら実験、検討を重ねた結果としてなされたものであり、
その目的は、強度、成形性に優れ、改善された耐糸錆び
性をそなえ、とくに自動車外板用として適したＡｌ−Ｍ
ｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金板およびその製造方法を提供する
ことにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
の本発明の請求項１による耐糸錆び性に優れたアルミニ
ウム合金板は、Ｍｇ：０．２５〜０．６％、Ｓｉ：０．
９〜１．１％、Ｃｕ：０．６〜１．０％を含有し、さら
にＭｎ：０．２０％以下、Ｃｒ：０．１０％以下のうち
の１種または２種を含有し、残部Ａｌおよび不純物から
なる組成を有し、マトリックス中に粒径２μｍ以上のＱ
相（Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ａｌ相）が１５０個／ｍｍ2 以
上存在することを特徴とする。
の本発明の請求項１による耐糸錆び性に優れたアルミニ
ウム合金板は、Ｍｇ：０．２５〜０．６％、Ｓｉ：０．
９〜１．１％、Ｃｕ：０．６〜１．０％を含有し、さら
にＭｎ：０．２０％以下、Ｃｒ：０．１０％以下のうち
の１種または２種を含有し、残部Ａｌおよび不純物から
なる組成を有し、マトリックス中に粒径２μｍ以上のＱ
相（Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ａｌ相）が１５０個／ｍｍ2 以
上存在することを特徴とする。
【０００９】本発明の請求項２による耐糸錆び性に優れ
たアルミニウム合金板の製造方法は、Ｍｇ：０．２５〜
０．６％、Ｓｉ：０．９〜１．１％、Ｃｕ：０．６〜
１．０％を含有し、さらにＭｎ：０．２０％以下、Ｃ
ｒ：０．１０％以下のうちの１種または２種を含有し、
残部Ａｌおよび不純物からなる組成を有するアルミニウ
ム合金の鋳塊を、５３０℃以上の温度で均質化処理した
後、３０℃／時間以下の冷却速度で４５０℃以下に冷却
して熱間圧延を行い、その後冷間圧延、溶体化処理を施
すことを特徴とする。
たアルミニウム合金板の製造方法は、Ｍｇ：０．２５〜
０．６％、Ｓｉ：０．９〜１．１％、Ｃｕ：０．６〜
１．０％を含有し、さらにＭｎ：０．２０％以下、Ｃ
ｒ：０．１０％以下のうちの１種または２種を含有し、
残部Ａｌおよび不純物からなる組成を有するアルミニウ
ム合金の鋳塊を、５３０℃以上の温度で均質化処理した
後、３０℃／時間以下の冷却速度で４５０℃以下に冷却
して熱間圧延を行い、その後冷間圧延、溶体化処理を施
すことを特徴とする。
【００１０】請求項３による耐糸錆び性に優れたアルミ
ニウム合金板の製造方法は、Ｍｇ：０．２５〜０．６
％、Ｓｉ：０．９〜１．１％、Ｃｕ：０．６〜１．０％
を含有し、さらにＭｎ：０．２０％以下、Ｃｒ：０．１
０％以下のうちの１種または２種を含有し、残部Ａｌお
よび不純物からなる組成を有するアルミニウム合金の鋳
塊を、５３０℃以上の温度で均質化処理した後、室温ま
で冷却し、再度５００℃以上の温度に加熱して３０分以
上保持し、ついで３０℃／時間以下の冷却速度で４５０
℃以下に冷却して熱間圧延を行い、その後冷間圧延、溶
体化処理を施すことを特徴とする。
ニウム合金板の製造方法は、Ｍｇ：０．２５〜０．６
％、Ｓｉ：０．９〜１．１％、Ｃｕ：０．６〜１．０％
を含有し、さらにＭｎ：０．２０％以下、Ｃｒ：０．１
０％以下のうちの１種または２種を含有し、残部Ａｌお
よび不純物からなる組成を有するアルミニウム合金の鋳
塊を、５３０℃以上の温度で均質化処理した後、室温ま
で冷却し、再度５００℃以上の温度に加熱して３０分以
上保持し、ついで３０℃／時間以下の冷却速度で４５０
℃以下に冷却して熱間圧延を行い、その後冷間圧延、溶
体化処理を施すことを特徴とする。
【００１１】また、請求項４による耐糸錆び性に優れた
アルミニウム合金板の製造方法は、請求項２〜３におい
て、溶体化処理を５５０℃以下の温度、３０秒以下の時
間で行うことを特徴とする。
アルミニウム合金板の製造方法は、請求項２〜３におい
て、溶体化処理を５５０℃以下の温度、３０秒以下の時
間で行うことを特徴とする。
【００１２】
【発明の実施の形態】本発明のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ
系合金板における合金成分の意義および限定理由につい
て説明すると、Ｍｇは、Ｓｉと結合して金属間化合物
（Ｍｇ2 Ｓｉ）を形成し、合金の強度を向上させるよう
機能する。好ましい含有量は０．２５〜０．６％の範囲
であり、０．２５％未満ではその効果が十分でなく、
０．６％を越えて含有すると曲げ加工性が低下する。さ
らに好ましいＭｇの含有量は０．３０〜０．５５％の範
囲である。
系合金板における合金成分の意義および限定理由につい
て説明すると、Ｍｇは、Ｓｉと結合して金属間化合物
（Ｍｇ2 Ｓｉ）を形成し、合金の強度を向上させるよう
機能する。好ましい含有量は０．２５〜０．６％の範囲
であり、０．２５％未満ではその効果が十分でなく、
０．６％を越えて含有すると曲げ加工性が低下する。さ
らに好ましいＭｇの含有量は０．３０〜０．５５％の範
囲である。
【００１３】Ｓｉは、Ｍｇと共存して金属間化合物（Ｍ
ｇ2 Ｓｉ）を形成し、合金の強度向上に機能する。Ｓｉ
の好ましい含有範囲は０．９〜１．１％であり、０．９
％未満では強度向上の効果が十分でなく、１．１％を越
えると曲げ加工性が低下する。
ｇ2 Ｓｉ）を形成し、合金の強度向上に機能する。Ｓｉ
の好ましい含有範囲は０．９〜１．１％であり、０．９
％未満では強度向上の効果が十分でなく、１．１％を越
えると曲げ加工性が低下する。
【００１４】Ｃｕは、強度向上に寄与するとともに、成
形性を向上させる元素である。Ｃｕの好ましい含有量
は、０．６〜１．０％の範囲であり、０．６％、未満で
は成形性が不十分であり、１．０％を越えると耐食性が
低下する。
形性を向上させる元素である。Ｃｕの好ましい含有量
は、０．６〜１．０％の範囲であり、０．６％、未満で
は成形性が不十分であり、１．０％を越えると耐食性が
低下する。
【００１５】ＭｎおよびＣｒは、結晶粒を微細化する効
果を有する。好ましい含有範囲は、Ｍｎ：０．２０％以
下、Ｃｒ：０．１０％以下であり、それぞれ上限を越え
て含有すると、伸びが低下し、曲げ性、成形性の低下を
招く。Ｍｎ、Ｃｒのさらに好ましい含有量は、Ｍｎ：
０．１０％未満、Ｃｒ：０．０７％以下の範囲である。
果を有する。好ましい含有範囲は、Ｍｎ：０．２０％以
下、Ｃｒ：０．１０％以下であり、それぞれ上限を越え
て含有すると、伸びが低下し、曲げ性、成形性の低下を
招く。Ｍｎ、Ｃｒのさらに好ましい含有量は、Ｍｎ：
０．１０％未満、Ｃｒ：０．０７％以下の範囲である。
【００１６】なお、本発明においては、通常、Ａｌ−Ｍ
ｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金に含有される元素、例えば、０．
２％以下のＴｉ、０．１％以下のＢ、１．０％以下のＦ
ｅ、０．５％以下のＺｎ、０．０５％以下のＺｒが含有
していても、本発明の効果を損ねることはない。
ｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金に含有される元素、例えば、０．
２％以下のＴｉ、０．１％以下のＢ、１．０％以下のＦ
ｅ、０．５％以下のＺｎ、０．０５％以下のＺｒが含有
していても、本発明の効果を損ねることはない。
【００１７】上記の組成を有する本発明の合金板のマト
リックス中には、粒径２μｍ以上のＱ相（Ｃｕ−Ｍｇ−
Ｓｉ−Ａｌ化合物相）が１５０個／ｍｍ2 以上存在する
ことが重要であり、この析出形態によって、好ましい耐
食性が与えられる。
リックス中には、粒径２μｍ以上のＱ相（Ｃｕ−Ｍｇ−
Ｓｉ−Ａｌ化合物相）が１５０個／ｍｍ2 以上存在する
ことが重要であり、この析出形態によって、好ましい耐
食性が与えられる。
【００１８】Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金の腐食形態
は、主として粒界腐食であることが多く、塗装板の糸錆
びは、塗装下での素材の粒界腐食に起因しているとみら
れている。従って、塗装板の糸錆びを防止するために
は、素材の耐粒界腐食性を向上させることが必要であ
り、素材の耐粒界腐食性は、素材マトリックスの結晶粒
界に存在する析出物あるいは無析出物帯（ＰＦＺ）の形
態により左右される。
は、主として粒界腐食であることが多く、塗装板の糸錆
びは、塗装下での素材の粒界腐食に起因しているとみら
れている。従って、塗装板の糸錆びを防止するために
は、素材の耐粒界腐食性を向上させることが必要であ
り、素材の耐粒界腐食性は、素材マトリックスの結晶粒
界に存在する析出物あるいは無析出物帯（ＰＦＺ）の形
態により左右される。
【００１９】Ｑ相（Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ａｌ相）は、鋳
造時に晶出し、あるいは合金板製造の途中工程での析出
により形成されるが、固溶しきれなかったＣｕ元素を相
中に含有し、主として結晶粒内に晶出あるいは析出す
る。溶体化処理などの高温熱処理工程でＱ相が分解され
ると、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｃｕの固溶量が増大し、Ｃｕを含有
したＭｇ2 Ｓｉ化合物が結晶粒界に析出し易くなって、
析出物、ＰＦＺ、粒内の各電位差が大きくなる。そのた
め、耐粒界腐食性が低下し、最終的に塗装板に糸錆びを
発生し易くなる。
造時に晶出し、あるいは合金板製造の途中工程での析出
により形成されるが、固溶しきれなかったＣｕ元素を相
中に含有し、主として結晶粒内に晶出あるいは析出す
る。溶体化処理などの高温熱処理工程でＱ相が分解され
ると、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｃｕの固溶量が増大し、Ｃｕを含有
したＭｇ2 Ｓｉ化合物が結晶粒界に析出し易くなって、
析出物、ＰＦＺ、粒内の各電位差が大きくなる。そのた
め、耐粒界腐食性が低下し、最終的に塗装板に糸錆びを
発生し易くなる。
【００２０】本発明において、粒径２μｍ以上のＱ相
（Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ａｌ相）の好ましい存在範囲は１
５０個／ｍｍ2 以上であり、１５０個／ｍｍ2 未満では
耐食性が低下し糸錆びが生じ易くなる。なお、Ｑ相の個
数はＥＰＭＡによる面分析で測定することができ、測定
は、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｃｕが同時に存在している２μｍ以上
の大きさのスポットの数を測定することにより行われ
る。
（Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ａｌ相）の好ましい存在範囲は１
５０個／ｍｍ2 以上であり、１５０個／ｍｍ2 未満では
耐食性が低下し糸錆びが生じ易くなる。なお、Ｑ相の個
数はＥＰＭＡによる面分析で測定することができ、測定
は、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｃｕが同時に存在している２μｍ以上
の大きさのスポットの数を測定することにより行われ
る。
【００２１】本発明のアルミニウム合金板の製造方法に
ついて説明すると、本発明においては、上記の組成を有
するアルミニウム合金を、通常の半連続鋳造により造塊
し、得られた鋳塊を均質化処理し、熱間圧延、冷間圧延
を施して板材とし、その後、溶体化処理してＴ４調質材
とする。
ついて説明すると、本発明においては、上記の組成を有
するアルミニウム合金を、通常の半連続鋳造により造塊
し、得られた鋳塊を均質化処理し、熱間圧延、冷間圧延
を施して板材とし、その後、溶体化処理してＴ４調質材
とする。
【００２２】従来、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の均質化処
理温度は、Ｍｇ、Ｓｉの固溶を促進し、さらにＡｌ−Ｆ
ｅ−Ｓｉ晶出物の分解、凝集化を促進するために、なる
べく高温であることが望ましいとされていたが、高温で
均質化処理を行うと、鋳造時に晶出したＱ相が分解され
てしまい、最終塗装板の耐糸錆び性を低下させる原因と
なるため、均質化処理後にＱ相を再形成させることが必
要である。
理温度は、Ｍｇ、Ｓｉの固溶を促進し、さらにＡｌ−Ｆ
ｅ−Ｓｉ晶出物の分解、凝集化を促進するために、なる
べく高温であることが望ましいとされていたが、高温で
均質化処理を行うと、鋳造時に晶出したＱ相が分解され
てしまい、最終塗装板の耐糸錆び性を低下させる原因と
なるため、均質化処理後にＱ相を再形成させることが必
要である。
【００２３】発明者らは、種々の試験、検討の結果、均
質化処理後の鋳塊をなるべく遅い速度で冷却することに
よりＱ相が再析出することを確認し、さらに検討を重ね
最適の均質化処理条件を見出した。好ましい均質化処理
温度は５３０℃以上であり、５３０℃未満ではＭｇ、Ｓ
ｉの固溶量が少なくなり、強度が不十分となるととも
に、ベークハード性（塗装焼付け硬化性）も低下する。
さらに好ましい均質化処理温度は５６０℃以上である。
質化処理後の鋳塊をなるべく遅い速度で冷却することに
よりＱ相が再析出することを確認し、さらに検討を重ね
最適の均質化処理条件を見出した。好ましい均質化処理
温度は５３０℃以上であり、５３０℃未満ではＭｇ、Ｓ
ｉの固溶量が少なくなり、強度が不十分となるととも
に、ベークハード性（塗装焼付け硬化性）も低下する。
さらに好ましい均質化処理温度は５６０℃以上である。
【００２４】均質化処理後、直ちに熱間圧延を開始する
場合には、均質化処理した後、鋳塊を３０℃／時間以下
の冷却速度で４５０℃以下の温度に冷却して、冷却過程
でＱ相を再析出させ、その温度で熱間圧延を開始する。
前記冷却速度が３０℃／時間を越えた場合および熱間圧
延の開始温度が４５０℃を越えた場合には、Ｑ相の析出
が不十分となり、耐糸錆び性が低下する。さらに好まし
い熱間圧延開始温度は４２０℃以下の温度であり、鋳塊
を均質化処理後、３０℃／時間以下の冷却速度で４２０
℃以下の温度まで冷却し、その温度で熱間圧延を開始す
る。
場合には、均質化処理した後、鋳塊を３０℃／時間以下
の冷却速度で４５０℃以下の温度に冷却して、冷却過程
でＱ相を再析出させ、その温度で熱間圧延を開始する。
前記冷却速度が３０℃／時間を越えた場合および熱間圧
延の開始温度が４５０℃を越えた場合には、Ｑ相の析出
が不十分となり、耐糸錆び性が低下する。さらに好まし
い熱間圧延開始温度は４２０℃以下の温度であり、鋳塊
を均質化処理後、３０℃／時間以下の冷却速度で４２０
℃以下の温度まで冷却し、その温度で熱間圧延を開始す
る。
【００２５】均質化処理後、鋳塊を室温まで冷却し、熱
間圧延開始前に鋳塊を再加熱する場合には、均質化処理
した後、室温まで冷却した鋳塊を、再度５００℃以上の
温度に加熱して３０分以上保持し、ついで３０℃／時間
以下の冷却速度で４５０℃以下に冷却して、その温度で
熱間圧延を開始する。前記冷却速度が３０℃／時間を越
えた場合および熱間圧延の開始温度が４５０℃を越えた
場合には、Ｑ相の析出が不十分となり、耐糸錆び性が低
下する。さらに好ましい熱間圧延開始温度は４２０℃以
下の温度であり、再度５００℃以上の温度に加熱した鋳
塊を、３０℃／時間以下の冷却速度で４２０℃以下の温
度まで冷却し、その温度で熱間圧延を開始する。
間圧延開始前に鋳塊を再加熱する場合には、均質化処理
した後、室温まで冷却した鋳塊を、再度５００℃以上の
温度に加熱して３０分以上保持し、ついで３０℃／時間
以下の冷却速度で４５０℃以下に冷却して、その温度で
熱間圧延を開始する。前記冷却速度が３０℃／時間を越
えた場合および熱間圧延の開始温度が４５０℃を越えた
場合には、Ｑ相の析出が不十分となり、耐糸錆び性が低
下する。さらに好ましい熱間圧延開始温度は４２０℃以
下の温度であり、再度５００℃以上の温度に加熱した鋳
塊を、３０℃／時間以下の冷却速度で４２０℃以下の温
度まで冷却し、その温度で熱間圧延を開始する。
【００２６】熱間圧延後、必要に応じて中間焼鈍を行
い、続いて冷間圧延を行い、あるいは中間焼鈍を挟んで
冷間圧延を行って所定厚さの板材を得る。その後、溶体
化処理してＴ４調質材とするが、溶体化処理は、Ｑ相の
分解を抑制するために、低温短時間で行うのが好まし
い。平衡状態ではＡｌ＋Ｑ相→Ｌｉｑ．＋Ｍｇ2 Ｓｉ＋
Ｓｉの溶解反応が５２９℃で起こるが、急速加熱による
溶体化処理では５２９℃に達しても、全てのＱ相が分解
されるわけではなく、５５０℃までは完全には分解され
ない。従って溶体化処理は５５０℃以下の温度で行うの
が好ましい。さらに好ましい溶体化処理温度は５２９℃
未満である。好ましい処理時間は３０秒以下、さらに好
ましい処理時間は１０秒以下であり、連続焼鈍炉（ＣＡ
Ｌ）を用いる急速加熱による溶体化処理が好適に使用さ
れる。
い、続いて冷間圧延を行い、あるいは中間焼鈍を挟んで
冷間圧延を行って所定厚さの板材を得る。その後、溶体
化処理してＴ４調質材とするが、溶体化処理は、Ｑ相の
分解を抑制するために、低温短時間で行うのが好まし
い。平衡状態ではＡｌ＋Ｑ相→Ｌｉｑ．＋Ｍｇ2 Ｓｉ＋
Ｓｉの溶解反応が５２９℃で起こるが、急速加熱による
溶体化処理では５２９℃に達しても、全てのＱ相が分解
されるわけではなく、５５０℃までは完全には分解され
ない。従って溶体化処理は５５０℃以下の温度で行うの
が好ましい。さらに好ましい溶体化処理温度は５２９℃
未満である。好ましい処理時間は３０秒以下、さらに好
ましい処理時間は１０秒以下であり、連続焼鈍炉（ＣＡ
Ｌ）を用いる急速加熱による溶体化処理が好適に使用さ
れる。
【００２７】以下、本発明の効果を確認するための実施
例を比較例と対比して説明する。なお、これらの実施例
は本発明の一実施態様を示すものであって、本発明はこ
れらに限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱し
ない範囲で種々の改変を加えることが出来る。
例を比較例と対比して説明する。なお、これらの実施例
は本発明の一実施態様を示すものであって、本発明はこ
れらに限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱し
ない範囲で種々の改変を加えることが出来る。
【００２８】実施例１ 表１に示す組成を有するアルミニウム合金を、常法に従
って半連続鋳造により造塊し、得られた鋳塊について５
５０℃で６時間の均質化処理を行った後、２５℃／時間
の冷却速度で４００℃まで冷却し、４００℃の温度で直
ちに熱間圧延を開始して厚さ４．５ｍｍまで圧延し、さ
らに中間焼鈍を挟んで冷間圧延を行って、厚さ１．０ｍ
ｍの冷間圧延板を作製した。
って半連続鋳造により造塊し、得られた鋳塊について５
５０℃で６時間の均質化処理を行った後、２５℃／時間
の冷却速度で４００℃まで冷却し、４００℃の温度で直
ちに熱間圧延を開始して厚さ４．５ｍｍまで圧延し、さ
らに中間焼鈍を挟んで冷間圧延を行って、厚さ１．０ｍ
ｍの冷間圧延板を作製した。
【００２９】作製された冷間圧延板について、連続焼鈍
炉により５２５℃で５秒間の溶体化処理を行い、８０℃
の温度まで急冷した後、室温まで徐冷した。得られたＴ
４調質材について室温で７日間保持した後、ＥＰＭＡの
面分析による粒径２μｍ以上のＱ相の個数測定、引張試
験、エリクセン試験を行い、下記の方法による曲げ性お
よび耐糸錆び性を評価した。結果を表２に示す。
炉により５２５℃で５秒間の溶体化処理を行い、８０℃
の温度まで急冷した後、室温まで徐冷した。得られたＴ
４調質材について室温で７日間保持した後、ＥＰＭＡの
面分析による粒径２μｍ以上のＱ相の個数測定、引張試
験、エリクセン試験を行い、下記の方法による曲げ性お
よび耐糸錆び性を評価した。結果を表２に示す。
【００３０】曲げ性の評価：１軸引張により５％の予歪
を導入し、０．５ｍｍの内側曲げ半径で１８０°の曲げ
加工を行って、外観の割れ発生の有無により曲げ性を判
定する。 耐糸錆び性の評価：自動車用鋼板に一般的に使用されて
いるリン酸亜鉛処理液（処理液：ｐＨ２．５〜３．５、
Ｆ濃度：５００ｐｐｍ）を用いてリン酸亜鉛処理を施
し、通常の自動車用部材の塗装工程に従って電着塗装
（厚さ２０μｍ）を行い、１７０℃で２０分の焼き付け
処理を行った。焼き付け処理後、塗膜にクロスカットを
入れ、塩水噴霧（２４時間）→湿潤試験（１２０時間）
を１サイクルとするサイクル腐食試験を７サイクル実施
し、最大糸錆び長さを測定する。
を導入し、０．５ｍｍの内側曲げ半径で１８０°の曲げ
加工を行って、外観の割れ発生の有無により曲げ性を判
定する。 耐糸錆び性の評価：自動車用鋼板に一般的に使用されて
いるリン酸亜鉛処理液（処理液：ｐＨ２．５〜３．５、
Ｆ濃度：５００ｐｐｍ）を用いてリン酸亜鉛処理を施
し、通常の自動車用部材の塗装工程に従って電着塗装
（厚さ２０μｍ）を行い、１７０℃で２０分の焼き付け
処理を行った。焼き付け処理後、塗膜にクロスカットを
入れ、塩水噴霧（２４時間）→湿潤試験（１２０時間）
を１サイクルとするサイクル腐食試験を７サイクル実施
し、最大糸錆び長さを測定する。
【００３１】表２に示すように、本発明に従う試験材Ｎ
ｏ．１〜５は、優れた強度と成形性をそなえ、最大糸錆
び長さ３ｍｍ未満の優れた耐食性を示した。
ｏ．１〜５は、優れた強度と成形性をそなえ、最大糸錆
び長さ３ｍｍ未満の優れた耐食性を示した。
【００３２】
【表１】
【００３３】
【表２】 《表注》曲げ性 ○：割れ無し ×：割れ発生
【００３４】実施例２ 表１に示す組成を有するアルミニウム合金を、常法に従
って半連続鋳造により造塊し、得られた鋳塊について５
５０℃で６時間の均質化処理を行った後、常温まで冷却
し、さらに５４０の温度に加熱し５４０℃の温度で１時
間保持した後、２５℃／時間の冷却速度で４００℃まで
冷却し、４００℃の温度で直ちに熱間圧延を開始して厚
さ４．５ｍｍまで圧延し、さらに中間焼鈍を挟んで冷間
圧延を行って、厚さ１．０ｍｍの冷間圧延板を作製し
た。
って半連続鋳造により造塊し、得られた鋳塊について５
５０℃で６時間の均質化処理を行った後、常温まで冷却
し、さらに５４０の温度に加熱し５４０℃の温度で１時
間保持した後、２５℃／時間の冷却速度で４００℃まで
冷却し、４００℃の温度で直ちに熱間圧延を開始して厚
さ４．５ｍｍまで圧延し、さらに中間焼鈍を挟んで冷間
圧延を行って、厚さ１．０ｍｍの冷間圧延板を作製し
た。
【００３５】作製された冷間圧延板について、連続焼鈍
炉により５２５℃で５秒間の溶体化処理を行い、８０℃
の温度まで急冷した後、室温まで徐冷した。得られたＴ
４調質材について室温で７日間保持した後、実施例１と
同様、ＥＰＭＡの面分析による粒径２μｍ以上のＱ相の
個数測定、引張試験、エリクセン試験を行い、実施例１
と同じ方法で曲げ性および耐糸錆び性を評価した。結果
を表３に示す。表３に示すように、本発明に従う試験材
Ｎｏ．６〜１０は、優れた強度と成形性をそなえ、最大
糸錆び長さ３ｍｍ未満の優れた耐食性を示した。
炉により５２５℃で５秒間の溶体化処理を行い、８０℃
の温度まで急冷した後、室温まで徐冷した。得られたＴ
４調質材について室温で７日間保持した後、実施例１と
同様、ＥＰＭＡの面分析による粒径２μｍ以上のＱ相の
個数測定、引張試験、エリクセン試験を行い、実施例１
と同じ方法で曲げ性および耐糸錆び性を評価した。結果
を表３に示す。表３に示すように、本発明に従う試験材
Ｎｏ．６〜１０は、優れた強度と成形性をそなえ、最大
糸錆び長さ３ｍｍ未満の優れた耐食性を示した。
【００３６】
【表３】
【００３７】比較例１ 表４に示す組成を有するアルミニウム合金を、常法に従
って半連続鋳造により造塊し、得られた鋳塊について５
５０℃で６時間の均質化処理を行った後、２５℃／時間
の冷却速度で４００℃まで冷却し、４００℃の温度で直
ちに熱間圧延を開始して厚さ４．５ｍｍまで圧延し、さ
らに中間焼鈍を挟んで冷間圧延を行って、厚さ１．０ｍ
ｍの冷間圧延板を作製した。
って半連続鋳造により造塊し、得られた鋳塊について５
５０℃で６時間の均質化処理を行った後、２５℃／時間
の冷却速度で４００℃まで冷却し、４００℃の温度で直
ちに熱間圧延を開始して厚さ４．５ｍｍまで圧延し、さ
らに中間焼鈍を挟んで冷間圧延を行って、厚さ１．０ｍ
ｍの冷間圧延板を作製した。
【００３８】作製された冷間圧延板について、連続焼鈍
炉により５２５℃で５秒間の溶体化処理を行い、８０℃
の温度まで急冷した後、室温まで徐冷した。得られたＴ
４調質材について室温で７日間保持した後、実施例１と
同様、ＥＰＭＡの面分析による粒径２μｍ以上のＱ相の
個数測定、引張試験、エリクセン試験を行い、実施例１
と同じ方法で曲げ性および耐糸錆び性を評価した。結果
を表５に示す。なお、表４〜５において、本発明の条件
を外れたものには下線を付した。
炉により５２５℃で５秒間の溶体化処理を行い、８０℃
の温度まで急冷した後、室温まで徐冷した。得られたＴ
４調質材について室温で７日間保持した後、実施例１と
同様、ＥＰＭＡの面分析による粒径２μｍ以上のＱ相の
個数測定、引張試験、エリクセン試験を行い、実施例１
と同じ方法で曲げ性および耐糸錆び性を評価した。結果
を表５に示す。なお、表４〜５において、本発明の条件
を外れたものには下線を付した。
【００３９】
【表４】
【００４０】
【表５】
【００４１】表５に示すように、試験材Ｎｏ．１１は、
Ｓｉ量が少ないため耐力が１００ＭＰａ未満と低く、試
験材Ｎｏ．１２は、Ｓｉ量が多いため、曲げ試験におい
て割れが生じた。試験材Ｎｏ．１３は、Ｃｕ含有量が低
いためエリクセン値が劣り、試験材Ｎｏ．１４は、Ｃｕ
量が多いため耐糸錆び性が劣っている。試験材Ｎｏ．１
５は、Ｍｇ含有量が少ないため耐力が１００ＭＰａ未満
と低く、また２μｍ以上のＱ相の個数が少ないため耐糸
錆び性も劣っている。試験材Ｎｏ．１６は、Ｍｇ量が多
いため曲げ性が劣り、試験材Ｎｏ．１７は、Ｍｎ、Ｃｒ
が多いため、エリクセン値が低く、曲げ試験において割
れが生じた。
Ｓｉ量が少ないため耐力が１００ＭＰａ未満と低く、試
験材Ｎｏ．１２は、Ｓｉ量が多いため、曲げ試験におい
て割れが生じた。試験材Ｎｏ．１３は、Ｃｕ含有量が低
いためエリクセン値が劣り、試験材Ｎｏ．１４は、Ｃｕ
量が多いため耐糸錆び性が劣っている。試験材Ｎｏ．１
５は、Ｍｇ含有量が少ないため耐力が１００ＭＰａ未満
と低く、また２μｍ以上のＱ相の個数が少ないため耐糸
錆び性も劣っている。試験材Ｎｏ．１６は、Ｍｇ量が多
いため曲げ性が劣り、試験材Ｎｏ．１７は、Ｍｎ、Ｃｒ
が多いため、エリクセン値が低く、曲げ試験において割
れが生じた。
【００４２】比較例２ 表１に示す組成を有するアルミニウム合金Ｎｏ．Ａ〜Ｅ
を、常法に従って半連続鋳造により造塊し、得られた鋳
塊について５５０℃で６時間の均質化処理を行った後、
２５℃／時間の冷却速度で４００℃まで冷却し、４００
℃の温度で直ちに熱間圧延を開始して厚さ４．５ｍｍま
で圧延し、さらに中間焼鈍を挟んで冷間圧延を行って、
厚さ１．０ｍｍの冷間圧延板を作製した。
を、常法に従って半連続鋳造により造塊し、得られた鋳
塊について５５０℃で６時間の均質化処理を行った後、
２５℃／時間の冷却速度で４００℃まで冷却し、４００
℃の温度で直ちに熱間圧延を開始して厚さ４．５ｍｍま
で圧延し、さらに中間焼鈍を挟んで冷間圧延を行って、
厚さ１．０ｍｍの冷間圧延板を作製した。
【００４３】作製された冷間圧延板について、連続焼鈍
炉により５７０℃で１２０秒間の溶体化処理を行い、８
０℃の温度まで急冷した後、室温まで徐冷した。得られ
たＴ４調質材について室温で７日間保持した後、実施例
１と同様、ＥＰＭＡの面分析による粒径２μｍ以上のＱ
相の個数測定、引張試験、エリクセン試験を行い、実施
例１と同じ方法で曲げ性および耐糸錆び性を評価した。
結果を表６に示す。
炉により５７０℃で１２０秒間の溶体化処理を行い、８
０℃の温度まで急冷した後、室温まで徐冷した。得られ
たＴ４調質材について室温で７日間保持した後、実施例
１と同様、ＥＰＭＡの面分析による粒径２μｍ以上のＱ
相の個数測定、引張試験、エリクセン試験を行い、実施
例１と同じ方法で曲げ性および耐糸錆び性を評価した。
結果を表６に示す。
【００４４】
【表６】
【００４５】表６に示すように、試験材Ｎｏ．１８〜２
２はいずれも、溶体化処理温度が高いため、粒径が２μ
ｍ以上のＱ相が存在せず、耐糸錆び性が劣るものとなっ
た。
２はいずれも、溶体化処理温度が高いため、粒径が２μ
ｍ以上のＱ相が存在せず、耐糸錆び性が劣るものとなっ
た。
【００４６】比較例３ 表１に示す組成を有するアルミニウム合金Ｎｏ．Ａ〜Ｅ
を、常法に従って半連続鋳造により造塊し、得られた鋳
塊について５５０℃で６時間の均質化処理を行った後、
５０℃／時間の冷却速度で４８０℃まで冷却し、４８０
℃の温度で直ちに熱間圧延を開始して厚さ４．５ｍｍま
で圧延し、さらに中間焼鈍を挟んで冷間圧延を行って、
厚さ１．０ｍｍの冷間圧延板を作製した。
を、常法に従って半連続鋳造により造塊し、得られた鋳
塊について５５０℃で６時間の均質化処理を行った後、
５０℃／時間の冷却速度で４８０℃まで冷却し、４８０
℃の温度で直ちに熱間圧延を開始して厚さ４．５ｍｍま
で圧延し、さらに中間焼鈍を挟んで冷間圧延を行って、
厚さ１．０ｍｍの冷間圧延板を作製した。
【００４７】作製された冷間圧延板について、連続焼鈍
炉により５２５℃で５秒間の溶体化処理を行い、８０℃
の温度まで急冷した後、室温まで徐冷した。得られたＴ
４調質材について室温で７日間保持した後、実施例１と
同様、ＥＰＭＡの面分析による粒径２μｍ以上のＱ相の
個数測定、引張試験、エリクセン試験を行い、実施例１
と同じ方法で曲げ性および耐糸錆び性を評価した。結果
を表７に示す。
炉により５２５℃で５秒間の溶体化処理を行い、８０℃
の温度まで急冷した後、室温まで徐冷した。得られたＴ
４調質材について室温で７日間保持した後、実施例１と
同様、ＥＰＭＡの面分析による粒径２μｍ以上のＱ相の
個数測定、引張試験、エリクセン試験を行い、実施例１
と同じ方法で曲げ性および耐糸錆び性を評価した。結果
を表７に示す。
【００４８】
【表７】
【００４９】表７に示すように、試験材Ｎｏ．２３〜２
７はいずれも、均質化処理後の鋳塊の冷却速度が３０℃
／時間を越えているとともに、熱間圧延開始温度も高い
ため、粒径が２μｍ以上のＱ相の析出が十分でなく、耐
糸錆び性が劣るものとなった。
７はいずれも、均質化処理後の鋳塊の冷却速度が３０℃
／時間を越えているとともに、熱間圧延開始温度も高い
ため、粒径が２μｍ以上のＱ相の析出が十分でなく、耐
糸錆び性が劣るものとなった。
【００５０】比較例４ 表１に示す組成を有するアルミニウム合金Ｎｏ．Ａ〜Ｅ
を、常法に従って半連続鋳造により造塊し、得られた鋳
塊について５５０℃で６時間の均質化処理を行った後、
常温まで冷却し、さらに５４０℃の温度に加熱し５４０
℃の温度で１時間保持した後、５０℃／時間の冷却速度
で４８０℃まで冷却し、４８０℃の温度で直ちに熱間圧
延を開始して厚さ４．５ｍｍまで圧延し、さらに中間焼
鈍を挟んで冷間圧延を行って、厚さ１．０ｍｍの冷間圧
延板を作製した。
を、常法に従って半連続鋳造により造塊し、得られた鋳
塊について５５０℃で６時間の均質化処理を行った後、
常温まで冷却し、さらに５４０℃の温度に加熱し５４０
℃の温度で１時間保持した後、５０℃／時間の冷却速度
で４８０℃まで冷却し、４８０℃の温度で直ちに熱間圧
延を開始して厚さ４．５ｍｍまで圧延し、さらに中間焼
鈍を挟んで冷間圧延を行って、厚さ１．０ｍｍの冷間圧
延板を作製した。
【００５１】作製された冷間圧延板について、連続焼鈍
炉により５２５℃で５秒間の溶体化処理を行い、８０℃
の温度まで急冷した後、室温まで徐冷した。得られたＴ
４調質材について室温で７日間保持した後、実施例１と
同様、ＥＰＭＡの面分析による粒径２μｍ以上のＱ相の
個数測定、引張試験、エリクセン試験を行い、実施例１
と同じ方法で曲げ性および耐糸錆び性を評価した。結果
を表８に示す。
炉により５２５℃で５秒間の溶体化処理を行い、８０℃
の温度まで急冷した後、室温まで徐冷した。得られたＴ
４調質材について室温で７日間保持した後、実施例１と
同様、ＥＰＭＡの面分析による粒径２μｍ以上のＱ相の
個数測定、引張試験、エリクセン試験を行い、実施例１
と同じ方法で曲げ性および耐糸錆び性を評価した。結果
を表８に示す。
【００５２】
【表８】
【００５３】表８に示すように、試験材Ｎｏ．２８〜３
２はいずれも、熱間圧延開始温度までの鋳塊の冷却速度
が３０℃／時間を越えているとともに、熱間圧延開始温
度も高いため、粒径が２μｍ以上のＱ相の析出が十分で
なく、耐糸錆び性が劣るものとなった。
２はいずれも、熱間圧延開始温度までの鋳塊の冷却速度
が３０℃／時間を越えているとともに、熱間圧延開始温
度も高いため、粒径が２μｍ以上のＱ相の析出が十分で
なく、耐糸錆び性が劣るものとなった。
【００５４】
【発明の効果】以上のとおり、本発明によれば、強度、
成形性に優れ、改善された耐糸錆び性をそなえ、とくに
自動車外板用として適したＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系の
アルミニウム合金板およびその製造方法が提供される。
成形性に優れ、改善された耐糸錆び性をそなえ、とくに
自動車外板用として適したＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系の
アルミニウム合金板およびその製造方法が提供される。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｆ 1/00 ６４０ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６４０Ａ ６４０Ｚ ６８２ ６８２ ６８３ ６８３ ６８５ ６８５Ｚ ６８６ ６８６Ａ ６９１ ６９１Ｂ ６９１Ｃ ６９２ ６９２Ｂ (72)発明者 服部 努 神奈川県横浜市神奈川区宝町２番地 日産 自動車株式会社内 (72)発明者 勝倉 誠人 神奈川県横浜市神奈川区宝町２番地 日産 自動車株式会社内 (72)発明者 箕田 正 東京都港区新橋５丁目11番３号 住友軽金 属工業株式会社内 (72)発明者 吉田 英雄 東京都港区新橋５丁目11番３号 住友軽金 属工業株式会社内 (72)発明者 松田 眞一 東京都港区新橋５丁目11番３号 住友軽金 属工業株式会社内 (72)発明者 浅野 峰生 東京都港区新橋５丁目11番３号 住友軽金 属工業株式会社内 (72)発明者 古山 努 東京都港区新橋５丁目11番３号 住友軽金 属工業株式会社内
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｍｇ：０．２５〜０．６％（質量％、以
下同じ）、Ｓｉ：０．９〜１．１％、Ｃｕ：０．６〜
１．０％を含有し、さらにＭｎ：０．２０％以下（０％
を含まず、以下同じ）、Ｃｒ：０．１０％以下のうちの
１種または２種を含有し、残部Ａｌおよび不純物からな
る組成を有し、マトリックス中に粒径２μｍ以上のＱ相
（Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ａｌ相）が１５０個／ｍｍ2 以上
存在することを特徴とする耐糸錆び性に優れたアルミニ
ウム合金板。 - 【請求項２】 Ｍｇ：０．２５〜０．６％、Ｓｉ：０．
９〜１．１％、Ｃｕ：０．６〜１．０％を含有し、さら
にＭｎ：０．２０％以下、Ｃｒ：０．１０％以下のうち
の１種または２種を含有し、残部Ａｌおよび不純物から
なる組成を有するアルミニウム合金の鋳塊を、５３０℃
以上の温度で均質化処理した後、３０℃／時間以下の冷
却速度で４５０℃以下に冷却して熱間圧延を行い、その
後冷間圧延、溶体化処理を施すことを特徴とする請求項
１記載の耐糸錆び性に優れたアルミニウム合金板の製造
方法。 - 【請求項３】 Ｍｇ：０．２５〜０．６％、Ｓｉ：０．
９〜１．１％、Ｃｕ：０．６〜１．０％を含有し、さら
にＭｎ：０．２０％以下、Ｃｒ：０．１０％以下のうち
の１種または２種を含有し、残部Ａｌおよび不純物から
なる組成を有するアルミニウム合金の鋳塊を、５３０℃
以上の温度で均質化処理した後、室温まで冷却し、再度
５００℃以上の温度に加熱して３０分以上保持し、つい
で３０℃／時間以下の冷却速度で４５０℃以下に冷却し
て熱間圧延を行い、その後冷間圧延、溶体化処理を施す
ことを特徴とする請求項１記載の耐糸錆び性に優れたア
ルミニウム合金板の製造方法。 - 【請求項４】 前記溶体化処理を５５０℃以下の温度、
３０秒以下の時間で行うことを特徴とする請求項２また
は３記載の耐糸錆び性に優れたアルミニウム合金板の製
造方法。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000111665A JP3563323B2 (ja) | 2000-04-13 | 2000-04-13 | 耐糸錆び性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法 |
| US09/817,765 US6464805B2 (en) | 2000-04-13 | 2001-03-26 | Aluminum alloy plate excelling in filiform corrosion resistance and method of fabricating same |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000111665A JP3563323B2 (ja) | 2000-04-13 | 2000-04-13 | 耐糸錆び性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001295008A true JP2001295008A (ja) | 2001-10-26 |
| JP3563323B2 JP3563323B2 (ja) | 2004-09-08 |
Family
ID=18623960
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000111665A Expired - Lifetime JP3563323B2 (ja) | 2000-04-13 | 2000-04-13 | 耐糸錆び性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US6464805B2 (ja) |
| JP (1) | JP3563323B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005298922A (ja) * | 2004-04-13 | 2005-10-27 | Furukawa Sky Kk | 成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法 |
| US9711576B2 (en) | 2009-12-03 | 2017-07-18 | Joled Inc. | Display, method of manufacturing display and electronic device |
| CN113774259A (zh) * | 2021-08-20 | 2021-12-10 | 烟台南山学院 | 一种Al-Cu-Mg合金及消除有害含铁相的方法 |
| CN114934242A (zh) * | 2022-05-24 | 2022-08-23 | 日善电脑配件(嘉善)有限公司 | 铝基复合材料及其加工方法 |
Families Citing this family (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100870164B1 (ko) * | 2001-03-28 | 2008-11-25 | 스미토모 게이 긴조쿠 고교 가부시키가이샤 | 성형성과 도장 베이킹 경화성이 우수한 알루미늄 합금판 |
| JP5814834B2 (ja) * | 2012-03-07 | 2015-11-17 | 株式会社神戸製鋼所 | 自動車のフードインナパネル用アルミニウム合金板 |
| CA3006318C (en) | 2015-12-18 | 2021-05-04 | Novelis Inc. | High strength 6xxx aluminum alloys and methods of making the same |
| WO2017120117A1 (en) * | 2016-01-08 | 2017-07-13 | Arconic Inc. | New 6xxx aluminum alloys, and methods of making the same |
| JP6208389B1 (ja) * | 2016-07-14 | 2017-10-04 | 株式会社Uacj | 曲げ加工性及び耐リジング性に優れたアルミニウム合金からなる成形加工用アルミニウム合金圧延材の製造方法 |
| US10030295B1 (en) | 2017-06-29 | 2018-07-24 | Arconic Inc. | 6xxx aluminum alloy sheet products and methods for making the same |
| US10569697B2 (en) | 2017-10-10 | 2020-02-25 | Magna Mirrors Of America, Inc. | Vehicle door handle assembly with light module |
| US11932928B2 (en) | 2018-05-15 | 2024-03-19 | Novelis Inc. | High strength 6xxx and 7xxx aluminum alloys and methods of making the same |
| US11453339B2 (en) | 2019-05-15 | 2022-09-27 | Magna Mirrors Of America, Inc. | Interior rearview mirror assembly with multifunction light pipe |
| FR3129408A1 (fr) | 2021-11-25 | 2023-05-26 | Constellium Muscle Shoals Llc | Bande en alliage 6xxx et procédé de fabrication |
| CN115852216A (zh) * | 2022-11-25 | 2023-03-28 | 河南泰鸿新材料有限公司 | 一种全铝运煤列车用5083铝合金板材及其制备方法 |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH06136478A (ja) * | 1992-10-23 | 1994-05-17 | Kobe Steel Ltd | 成形加工性に優れた焼付硬化型Ａｌ合金板及びその製造方法 |
| JPH07228956A (ja) * | 1994-02-16 | 1995-08-29 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | 成形加工用アルミニウム合金板の製造方法 |
| JPH09279281A (ja) * | 1996-04-12 | 1997-10-28 | Furukawa Electric Co Ltd:The | 耐蝕性に優れた缶蓋材用Ａｌ合金焼付塗装板とその製造方法 |
| JPH1171623A (ja) * | 1997-08-28 | 1999-03-16 | Nippon Steel Corp | 自動車ボディパネル用アルミニウム合金板およびその製造方法 |
| JP2001020027A (ja) * | 1999-05-06 | 2001-01-23 | Nippon Steel Corp | 耐食性および成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金板とその製造方法 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4589932A (en) * | 1983-02-03 | 1986-05-20 | Aluminum Company Of America | Aluminum 6XXX alloy products of high strength and toughness having stable response to high temperature artificial aging treatments and method for producing |
-
2000
- 2000-04-13 JP JP2000111665A patent/JP3563323B2/ja not_active Expired - Lifetime
-
2001
- 2001-03-26 US US09/817,765 patent/US6464805B2/en not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH06136478A (ja) * | 1992-10-23 | 1994-05-17 | Kobe Steel Ltd | 成形加工性に優れた焼付硬化型Ａｌ合金板及びその製造方法 |
| JPH07228956A (ja) * | 1994-02-16 | 1995-08-29 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | 成形加工用アルミニウム合金板の製造方法 |
| JPH09279281A (ja) * | 1996-04-12 | 1997-10-28 | Furukawa Electric Co Ltd:The | 耐蝕性に優れた缶蓋材用Ａｌ合金焼付塗装板とその製造方法 |
| JPH1171623A (ja) * | 1997-08-28 | 1999-03-16 | Nippon Steel Corp | 自動車ボディパネル用アルミニウム合金板およびその製造方法 |
| JP2001020027A (ja) * | 1999-05-06 | 2001-01-23 | Nippon Steel Corp | 耐食性および成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金板とその製造方法 |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005298922A (ja) * | 2004-04-13 | 2005-10-27 | Furukawa Sky Kk | 成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法 |
| US9711576B2 (en) | 2009-12-03 | 2017-07-18 | Joled Inc. | Display, method of manufacturing display and electronic device |
| CN113774259A (zh) * | 2021-08-20 | 2021-12-10 | 烟台南山学院 | 一种Al-Cu-Mg合金及消除有害含铁相的方法 |
| CN113774259B (zh) * | 2021-08-20 | 2022-03-04 | 烟台南山学院 | 一种Al-Cu-Mg合金及消除有害含铁相的方法 |
| CN114934242A (zh) * | 2022-05-24 | 2022-08-23 | 日善电脑配件(嘉善)有限公司 | 铝基复合材料及其加工方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| US20020005232A1 (en) | 2002-01-17 |
| JP3563323B2 (ja) | 2004-09-08 |
| US6464805B2 (en) | 2002-10-15 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US4614552A (en) | Aluminum alloy sheet product | |
| JP5642322B2 (ja) | ＡｌＭｇＳｉ芯層を有するアルミニウム複合材料 | |
| JP2001295008A (ja) | 耐糸錆び性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| JP2016141843A (ja) | 高強度アルミニウム合金板 | |
| EP0480402B1 (en) | Process for manufacturing aluminium alloy material with excellent formability, shape fixability and bake hardenability | |
| JPH08199278A (ja) | プレス成形性および塗装焼付硬化性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| EP3555332B1 (en) | High strength and highly formable aluminum alloys resistant to natural age hardening and methods of making the same | |
| JPH1171623A (ja) | 自動車ボディパネル用アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| JPH1161311A (ja) | 自動車ボディパネル用アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| JP2000129382A (ja) | 耐糸錆び性に優れた成形加工用アルミニウム合金クラッド板 | |
| JPH06293944A (ja) | プレス成形性に優れたマグネシウム合金薄板の製造方法 | |
| JP2003105471A (ja) | アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| JP3754624B2 (ja) | 室温時効抑制と低温時効硬化能に優れた自動車用アルミニウム合金パネル材の製造方法および自動車用アルミニウム合金パネル材 | |
| JP3749627B2 (ja) | プレス成形性に優れたＡｌ合金板 | |
| JP4386393B2 (ja) | 耐食性に優れた輸送機用アルミニウム合金板 | |
| JPH0257655A (ja) | 表面処理特性にすぐれた成形用アルミニウム合金板材の製造方法 | |
| JPH10226894A (ja) | 成形加工性、塗装焼付硬化性、化成性、および耐食性に優れたアルミニウム合金板の製造方法 | |
| JPH10237576A (ja) | 成形加工性、塗装焼付硬化性、化成性および耐食性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| JP2003129156A (ja) | 伸びフランジ性に優れたＡｌ合金板とその製法 | |
| JP2002356730A (ja) | 成形性および塗装焼付硬化性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| JPH0247234A (ja) | 室温時効硬化性を抑制した高強度成形用アルミニウム合金とその製造方法 | |
| JPH10102179A (ja) | プレス成形性および塗装焼付硬化性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| JP3208234B2 (ja) | 成形性に優れた成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| JPH10216806A (ja) | Ａｌ−Ｍｇ系合金の熱間圧延方法 | |
| JP2698888B2 (ja) | 耐応力腐食割れ性に優れるアルミニウム合金板の製造法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20040518 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20040531 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20040602 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Ref document number: 3563323 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090611 Year of fee payment: 5 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100611 Year of fee payment: 6 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110611 Year of fee payment: 7 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120611 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130611 Year of fee payment: 9 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140611 Year of fee payment: 10 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| S111 | Request for change of ownership or part of ownership |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313115 |
|
| R360 | Written notification for declining of transfer of rights |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R360 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |